(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．８〜２．３％、Ｐ：０．０３％以下（０を含む）、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｃｕ：０．１％以下（０を含む）、Ｎｉ：０．１％以下（０を含む）Ｔｉ：０．００３〜０．０２５％、Ｎ：０．００２５〜０．００７０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％を含み、０．３３≦Ｃｅｑ（ＩＩＷ）≦０．４５を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるＴｉ−Ｂ系成分組成を備え、１４００℃以上を到達温度として加熱し、前記到達温度から８００℃までを冷却速度：２℃／秒以上で冷却した場合に鋼中のＮの存在形態が下記（１）〜（３）式を満たすことを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［
Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５  但し、［元素名］は各元素の鋼中含有量（ｍａｓｓ％）
記
５≦［Ｎ］固≦１５                                        （１）
０．５≦［Ｎ］TiN／［Ｎ］BN≦２．５                     （２）
２５０≦（［Ｎ］−［Ｎ］TiN）×［Ｂ］                     （３）
（１）〜（３）の各式において、ｍａｓｓ ｐｐｍで［Ｎ］固は固溶Ｎ量（ｐｐｍ）、［
Ｎ］は鋼中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］TiNはＴｉＮ中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］BNは
ＢＮ中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｂ］は鋼中のＢ量（ｐｐｍ）で、［Ｎ］固＝［Ｎ］−［Ｎ］
析  但し、［Ｎ］析は析出物中のＮ量（ｐｐｍ）
【請求項２】
請求項１記載の成分組成を備えた大入熱溶接用鋼材を母材とする溶接継手であって、溶
接ボンド部から母材側に２ｍｍ以上、５ｍｍ以下のＨＡＺにおけるＮの存在形態が下記式
（１）〜（３）を満足することを特徴とする溶接継手。
記
５≦［Ｎ］固≦１５                                        （１）
０．５≦［Ｎ］TiN／［Ｎ］BN≦２．５                     （２）
２５０≦（［Ｎ］−［Ｎ］TiN）×［Ｂ］                     （３）
（１）〜（３）の各式において、ｍａｓｓ ｐｐｍで［Ｎ］固は固溶Ｎ量（ｐｐｍ）、［
Ｎ］は鋼中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］TiNはＴｉＮ中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］BNは
ＢＮ中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｂ］は鋼中のＢ量（ｐｐｍ）で、［Ｎ］固＝［Ｎ］−［Ｎ］
析  但し、［Ｎ］析は析出物中のＮ量（ｐｐｍ）
【請求項３】
請求項１記載の成分組成を備えた大入熱溶接用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、建築、土木等の各種構造物に用いられる大入熱溶接用鋼材に関し、特に溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接による、特に溶接ボンド部から母材側に２ｍｍ以上、５ｍｍ以下のＨＡＺの靭性に優れる大入熱溶接用として好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
溶接構造物が大型化し、使用される鋼材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工でサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接の適用が増加し、溶接熱影響部の靱性確保が課題となっている。
【０００３】
大入熱溶接による靱性の低下に対して、これまでにも多くの対策が提案され、特許文献１では、大入熱溶接部の靭性改善技術を、（１）鋼中に分散する粒子（介在物）によるピンニング効果に基づく結晶粒の粗大化防止（結晶粒の微細化）、（２）オーステナイト結晶粒内のフェライト変態促進に基づく変態組織及び有効結晶粒の微細化、（３）Ｍ−Ａ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）に代表される局所的な脆化相の生成抑制、（４）地組織の靭性改善等の４点に大別し、これらを組み合わせたものとして固溶Nの徹底的低減と酸化物による粒径微細化効果による靭性改善を提案している。
【０００４】
近年、適用されることが多くなった４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の場合、従来の３００ｋＪ／ｃｍ程度までの入熱量であれば高靱性の確保が可能な鋼材、特許文献２に記載のＣａを添加する技術や特許文献３に記載のＲＥＭを添加する技術による鋼材であっても靭性確保は困難となっている。
【０００５】
特許文献４は、４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接でも良好な溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ）における靱性を確保する鋼材に関し、高温領域でのオーステナイトの粗大化を抑制するとともに、その後の冷却過程におけるフェライト変態も促進させるように、変態核となる硫化物の形態制御に必要とされるＣａを適正に含有させて、変態核を微細に分散させることを特徴とする。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００１−１０７１７７号公報
【特許文献２】特開昭６０−２０４８６３号公報
【特許文献３】特公平４−１４１８０号公報
【特許文献４】特許第３５４６３０８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献４記載の発明鋼であっても、比較的Ｃ量や合金添加量が多く添加された鋼成分、すなわち比較的強度の高くなる成分系においては、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのＨＡＺ組織に、島状マルテンサイトと呼ばれる硬質の脆化組織が数％形成し、靭性のさらなる向上が困難となっている。
【０００８】
そこで、本発明は、ＨＡＺ組織におけるＴｉ，Ｂ，Ｎの析出と固溶形態を最適化し、特に３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れたＨＡＺ靭性が得られる大入熱溶接用鋼材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、エレクトロスラグ溶接やエレクトロガスアーク溶接などの大入熱溶接部（以下、超大入熱溶接部）を対象に、靭性値と熱履歴と鋼組織の相関について調査を行った。
【００１０】
その結果、超大入熱溶接部は溶接ボンドのみならず溶接ボンドから母材側への数ｍｍの範囲が１４００℃以上に加熱されて数十秒滞留する溶接熱サイクルを受け、板厚５０ｍｍ以上の鋼板を３００ｋＪ／ｃｍ超え、５００ｋＪ／ｃｍ以下の溶接入熱で溶接した場合においては、１４００℃以上に加熱された領域のうち、溶接ボンドから母材側へ２ｍｍ以上、５ｍｍ以下離れた領域（１４００℃以上の最高到達温度から８００℃までの冷却速度２℃／ｓ以上）において靭性が最も低下することを見出した。
【００１１】
また、当該ＨＡＺにおける靭性の改善には、イ）１４００℃以上の加熱によって一端溶解したＴｉＮの一部が、冷却過程で再析出してγ粒をピンニングする効果、ロ）上記加熱後の冷却過程でのＢＮの析出と冷却後の固溶Ｎによる、変態組織の微細化が有効であることを見出した。
【００１２】
本発明は得られた知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．０．３３≦Ｃｅｑ（ＩＩＷ）≦０．４５を満足するＴｉ−Ｂ系成分組成を備え、１４００℃以上を到達温度として加熱し、前記到達温度から８００℃までを冷却速度：２℃／秒以上で冷却した場合に鋼中のＮの存在形態が下記（１）〜（３）式を満たすことを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５  但し、各元素は含有量（ｍａｓｓ％）
記
５≦［Ｎ］固≦１５                                        （１）
０．５≦［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮ≦２．５                     （２）
２５０≦（［Ｎ］−［Ｎ］ＴｉＮ）×［Ｂ］                     （３）
（１）〜（３）の各式において、ｍａｓｓ ｐｐｍで［Ｎ］固は固溶Ｎ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］は鋼中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］ＴｉＮはＴｉＮ中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］ＢＮはＢＮ中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｂ］は鋼中のＢ量（ｐｐｍ）で、［Ｎ］固＝［Ｎ］−［Ｎ］析但し［Ｎ］析は析出物中のＮ量（ｐｐｍ）
２．０．３３≦Ｃｅｑ（ＩＩＷ）≦０．４５を満足するＴｉ−Ｂ系成分組成が、
ｍａｓｓ％でＣ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．８〜２．３％、Ｐ：０．０３％以下（０を含む）、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｃｕ：０．１％以下（０を含む）、Ｎｉ：０．１％以下（０を含む）Ｔｉ：０．００３〜０．０２５％、Ｎ：０．００２５〜０．００７０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする１に記載の大入熱溶接用鋼材。                  
３．２記載の成分組成を備えた大入熱溶接用鋼材を母材とする溶接継手であって、溶接ボンド部から母材側に２ｍｍ以上、５ｍｍ以下のＨＡＺにおけるＮの存在形態が下記式（１）〜（３）を満足することを特徴とする溶接継手。
記
５≦［Ｎ］固≦１５                                        （１）
０．５≦［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮ≦２．５                     （２）
２５０≦（［Ｎ］−［Ｎ］ＴｉＮ）×［Ｂ］                     （３）
（１）〜（３）の各式において、ｍａｓｓ ｐｐｍで［Ｎ］固は固溶Ｎ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］は鋼中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］ＴｉＮはＴｉＮ中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］ＢＮはＢＮ中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｂ］は鋼中のＢ量（ｐｐｍ）で、［Ｎ］固＝［Ｎ］−［Ｎ］析但し［Ｎ］析は析出物中のＮ量（ｐｐｍ）
４．２記載の成分組成を備えた大入熱溶接用鋼材。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、大入熱溶接部のＨＡＺ靭性に優れた大入熱溶接用鋼材が得られ、産業上極めて有用である。特に、３００ｋＪ／ｃｍ超え（より望ましくは５００ｋＪ／ｃｍ以下）の溶接入熱で溶接する場合において効果的であり、さらに１層１パスの場合により効果的である。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】固溶Ｎ量およびＮの存在形態と靭性の関係を示す図。
【図２】大入熱溶接継手（１層１パスエレクトロスラグ溶接による）の溶接部マクロ断面における各部を模式的に説明する図。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明に係る大入熱溶接用鋼材は、溶接構造用鋼材としての強度（ＴＳ：６００ＭＰａ、ＹＳ：４５０ＭＰａ程度）を確保するためＣｅｑ（ＩＩＷ）を０．３３以上とし、溶接性を確保するため、０．４５以下としたＴｉ−Ｂ系成分組成を備え、特定の熱サイクルを受けた際の鋼中のＮの存在形態を規定することを特徴とする。なお、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）は、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５、各元素は含有量（ｍａｓｓ％）とする。
【００１６】
上記熱サイクルは１４００℃以上を到達温度として加熱し、前記到達温度から８００℃までを冷却速度：２℃／秒以上で冷却するもので、例えば、板厚５０ｍｍ以上の鋼板を入熱量３００ｋＪ／ｃｍ超え、より好ましくは５００ｋＪ／ｃｍ以下で大入熱溶接した際の溶接ボンド部から母材側に２ｍｍ以上、５ｍｍ以下のＨＡＺにおける熱サイクルに相当する。
【００１７】
但し本発明において、上記到達温度と冷却速度の全ての領域において、後述するＮの存在形態１．〜３．が得られる必要は無く、後述するＮの存在形態１．〜３．が得られる熱サイクルが、到達温度は１４００℃以上におけるある１点を示し、かつ冷却速度は２℃／秒以上のある１点を示していれば良い。
【００１８】
以下の説明において、［Ｎ］固は固溶Ｎ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］は鋼中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］析は析出物中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］ＴｉＮはＴｉＮ中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｎ］ＢＮはＢＮ中のＮ量（ｐｐｍ）、［Ｂ］は鋼中のＢ量（ｐｐｍ）とし、［Ｎ］固＝［Ｎ］−［Ｎ］析とする。なお、何れの値もｐｐｍは、鋼材組成を１００ｍａｓｓ％としたｍａｓｓ  ｐｐｍでの表記である。
【００１９】
先ず、Ｎの存在形態を規定するもととなった、検討内容について説明する。
図１に、３００ｋＪ／ｃｍ超えの大入熱溶接で溶接ボンド部から母材側に２ｍｍ以上、５ｍｍ以下のＨＡＺ領域を想定した熱サイクル（最高到達温度：１２８０℃以上１４８０℃以下、最高到達温度からの冷却速度：１℃／秒以上）を溶接シミュレータにより付与した再現熱サイクルシャルピー試験でのシャルピー吸収エネルギー値Ｊ（試験温度：−２０℃、試験片本数１０本の平均値）と［Ｎ］固の関係を示す。なおシャルピー吸収エネルギー値、［Ｎ］固、［Ｎ］ＴｉＮ、［Ｎ］ＢＮ、［Ｎ］および［Ｂ］の測定方法は後述する。
【００２０】
なお、上記再現熱サイクルシャルピー試験片は、１５０ｋｇの高周波溶解炉にて、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４〜０．０６％、Ｓｉ：０．０６〜０．１％、Ｍｎ：１．８〜２．３％、Ｐ：０．００４％、Ｓ：０．００１１〜０．００２７％、Ａｌ：０．０３４〜０．０３８％、Ｎｂ：０．０１１％、Ｔｉ：０．００９〜０．０２％、Ｃｕ：０．０８％以下、Ｎｉ：０．０７％以下、Ｎ：０．００２５〜０．００８０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００２０％およびＢ：０．０００５〜０．００２５％の成分範囲の組成の鋼を溶製してスラブとした熱間圧延材より採取した。
【００２１】
図１より、−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギー値が１００J以上の試験片は、固溶Ｎ量［Ｎ］固が５ｍａｓｓ  ｐｐｍ以上から１５ｍａｓｓ  ｐｐｍ以下の範囲に多く存在する事がわかる。ただし、この範囲でもシャルピー吸収エネルギー値が低く靭性値が低い物も存在することから、各試験片について、Ｎの存在形態についても調査を行い、［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮの質量比について、０．５未満を符号△、０．５以上、２．５以下を符号○、２．５を超える試験片を符号□で記載した。
この結果、図1で示されるように、［Ｎ］固が５ｍａｓｓ  ｐｐｍ以上から１５ｍａｓｓ  ｐｐｍ以下の範囲のうち、［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮの値が０．５以上、２．５以下の領域範囲外のサンプル（△、□）のシャルピー吸収エネルギー値が低いことがわかる。
また、ＢＮの形成量は、ＴｉＮ以外の有効Ｎ量に依存することから、（［Ｎ］−［Ｎ］ＴｉＮ）×［Ｂ］の値についても調査したところ、２５０ｍａｓｓ  ｐｐｍ２以上の試料を符号白抜き（△、○、□）にて、２５０ｍａｓｓ  ｐｐｍ２未満の試料を符号黒抜き（▲、●、■）にて示す。この結果、この値が２５０ｍａｓｓ  ｐｐｍ２未満の場合には、シャルピー吸収エネルギー値が低下する傾向があることがわかる。以上の結果より、５≦［Ｎ］固≦１５、０．５≦［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮ≦２．５且つ２５０≦（［Ｎ］−［Ｎ］ＴｉＮ）×［Ｂ］の場合において、吸収エネルギー値が１００Ｊ以上が得られることから、以下の１．から３．を定義した。
【００２２】
１．  ５≦［Ｎ］固≦１５
［Ｎ］固は、ベイナイト変態組織の微細化およびフェライト相の成長の抑制に有効であるため、５ｐｐｍ以上とする。この値が５ｐｐｍ未満の場合、ベイナイト組織化とα粒の成長が遅延せず、粗大ベイナイトとなり靭性が劣化する。
【００２３】
一方、１５ｐｐｍを超えると組織は微細化するが、硬度上昇が生じ靭性が劣化するため、５≦［Ｎ］固≦１５とする。なお、［Ｎ］固は、鋼中に含有されているＮ量［Ｎ］から、析出物中のＮ量［Ｎ］析を差し引くことで求められ、［Ｎ］固＝［Ｎ］−［Ｎ］析である。
【００２４】
２．  ０．５≦［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮ≦２．５
［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮは、０．５以上、２．５以下とする。ＢＮ中のＮ量とＴｉＮ中のＮ量の比［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮは、γ粒の制御およびフェライト核形成の制御のために重要な因子である。この値が０．５未満であると、ＴｉＮの形成量が十分でないために高温でのγ粒成長が促進され、γ粒が粗大化し、靭性が劣化する。
【００２５】
一方、この値が２．５を超えるとＢＮの形成量が少なく、フェライトが少なくＨＡＺ組織が硬化し靭性が劣化する。
【００２６】
３．  ２５０≦（［Ｎ］−［Ｎ］ＴｉＮ）×［Ｂ］
（［Ｎ］−［Ｎ］ＴｉＮ）×［Ｂ］はＴｉＮ形成後に残存した窒素と鋼中Ｂの積で、ＢＮ形成量に影響し、α変態の制御に重要なため規定する。２５０ｐｐｍ２未満であると固溶Ｂが増加し、変態組織がベイナイト主体組織になって靭性が劣化するため、２５０ｐｐｍ２以上とする。
【００２７】
本発明により、溶接ボンド部から母材側に２ｍｍ以上、５ｍｍ以下のＨＡＺにおける靭性が向上するメカニズムは以下のように推測される。
【００２８】
鋼中のＴｉＮは、１４００℃以上に加熱されたＨＡＺで一端溶解した後、冷却途中において再析出し、その一部はＢＮとして析出する。再析出したＴｉＮおよびＢＮの形態は［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮと（［Ｎ］−［Ｎ］ＴｉＮ）×［Ｂ］の値によって大きく変化する。
［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮと（［Ｎ］−［Ｎ］ＴｉＮ）×［Ｂ］の値を本発明で規定した範囲とした場合、ＢＮは、ＴｉＮを核として、その周辺に球状に形成されるが、本発明範囲外の場合には、ＴｉＮの周囲に一部付着した形態になる。
【００２９】
球状化したＢＮにより、固溶Ｂによるα形成の抑制効果が低下するとともに、ＢＮ自体がα形成核となることによりα分率が上昇し、ＨＡＺの靭性が向上する。
【００３０】
４．上記組織を得るための熱サイクルが、到達温度が１４００℃以上に加熱した後、冷却速度が２℃／秒以上にて冷却する
熱サイクルと組織の関係は、詳細は不明であるが以下のように推測している。上述のように本発明では、１４００℃以上に加熱された領域でＴｉＮの溶解後に、形成されるＴｉＮおよびＢＮの形態を制御することでＨＡＺにおける靭性の向上を実現する。
【００３１】
つまり、１４００℃以上に加熱された状態にて、初期に存在するＴｉＮが充分に溶解しないと、その後の冷却でＴｉＮを核とした球状化したＢＮの形成量が不十分となる。この観点から、到達温度の上限は当該鋼の融点となるが、１４２０℃以上、１４８０℃以下の範囲にて、到達温度が得られることが、より望ましい。
【００３２】
また、溶解した窒素が、当該球状化ＢＮのような析出形態となるように制御するためには、溶解段階からの冷却速度が重要となる。冷却速度が２℃/秒未満であると、冷却過程でＴｉＮが優先的に形成され、ＴｉＮを核とした球状化ＢＮの形成量が不十分となる。この観点から、冷却速度は、５〜２０℃／秒であることが、より望ましい。
【００３３】
なお、［Ｎ］固、［Ｎ］ＢＮ、［Ｎ］ＴｉＮ、［Ｎ］、［Ｎ］析、［Ｂ］は、以下に述べる方法で求めることが可能である。［Ｔｉ］についても合わせて説明する。
ａ）  ［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］
［Ｎ］、［Ｂ］、［Ｔｉ］は、製鋼段階または鋼板からサンプリングした試料を用いて、Ｔｉ，Ｂは、スパーク発光分析法による測定、Ｎは不活性ガス融解法等によって測定する。
ｂ）析出物中のＮ量［Ｎ］析    
任意の熱サイクルを付与された領域から試験片を採取し、当該試験片からＢｒ−メタノール溶液を用いて得た残渣中のＮの量を、ビスピラゾロン吸光光度法等から適宜選択して測定する。
ｃ）ＴｉＮ中のＮ量［Ｎ］ＴｉＮ
任意の熱サイクルを付与された領域から試験片を採取し、当該試験片からＢｒ−メタノール溶液を用いて得た残渣中のＴｉの量を、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法、ＩＣＰ質量分析法、原子吸光分析法等から適宜選択して測定する。次にこの得られたＴｉ量［Ｔｉ］ＴｉＮが、全量ＴｉＮを形成しているとして以下の式を用いて計算する。
ＴｉＮ中のＮ量［Ｎ］ＴｉＮ＝（１４／４７．８）×［Ｔｉ］ＴｉＮ
ｄ）ＢＮ中のＮ量［Ｎ］ＢＮ    
任意の熱サイクルを付与された領域から試験片を採取し、当該試験片からＢｒ−メタノール溶液を用いて得た残渣中のＢの量を、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法、ＩＣＰ質量分析法、原子吸光分析法等から適宜選択して測定する。この得られたＢ量［Ｂ］ＢＮが、全量ＢＮを形成しているとして以下の式を用いて計算する。
ＢＮ中のＮ量［Ｎ］ＢＮ＝（１４／１０．８）×［Ｂ］ＢＮ
【００３４】
Ｂｒ−メタノール溶液を用いて得た残渣を得る方法とその分析方法については、日本鉄鋼協会「鉄鋼便覧第四版（ＣＤ−ＲＯＭ）第四巻２編３．５．３に記載の臭素メタノール法によって、析出物を残渣として分離し、当該分離した析出物を構成する目的元素の量を誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法、ＩＣＰ質量分析法、原子吸光分析法、ビスピラゾロン吸光光度法等から適宜選択して分析することで測定可能である。
【００３５】
本発明鋼の好ましい成分組成を以下のようである。説明において％はｍａｓｓ％とする。
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは、溶接構造用鋼として必要な強度を得るために下限を０．０３％とし、一方、靭性に悪影響を与える島状マルテンサイトの生成量を抑えるため、上限を０．０８％とする。
【００３６】
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
Ｓｉは、製鋼上０．０１％以上が必要であり、一方、０．１５％を超えると、母材の靱性を劣化させるほか、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化させるため、０．０１〜０．１５％とする。
【００３７】
Ｍｎ：１．８〜２．３％
Ｍｎは、母材の強度を確保するとともに、一部がＭｎＳを形成し、ＢＮの析出核になるため１．８％以上を必要とする。一方、２．３％を超えると溶接部の靱性を逆に劣化させるため、１．８〜２．３％とする。
【００３８】
Ｐ：０．０３％以下（０を含む）
Ｐは、０．０３％を超えると溶接部の靱性を劣化させるため、０．０３％以下とする。なお、本発明においてＰは不可避的不純物で製鋼コストが許す範囲内において減少させることが好ましい。
【００３９】
Ｓ：０．０００５〜０．００４０％
Ｓは、ＢＮの析出核になるＭｎＳを生成するために０．０００５％以上必要で、一方、０．００４０％を超えると母材の靱性を劣化させるため、０．０００５〜０．００４０％とする。
【００４０】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、鋼の脱酸上０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上必要で、一方、０．１％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性を劣化させるため、０．００５〜０．１％とする。
【００４１】
Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
Ｎｂは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが、０．００３％未満ではその効果が小さい。一方、０．０５％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化するため、０．００３〜０．０５％とする。
【００４２】
Ｔｉ：０．００３〜０．０２５％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制を行い、高靱性化に寄与する。０．００３％に満たないとその効果が少なく、０．０２５％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなるため０．００３〜０．０２５％とする。
【００４３】
Ｃｕ：０．１％以下（０を含む）
Ｃｕは、母材の高靱性を保ちつつ強度を上昇させる元素であるが、合金コストを抑えるため、含有させる場合は０．１％以下とする。
【００４４】
Ｎｉ：０．１％以下（０を含む）
Ｎｉは、Ｃｕと同様の働きを有しているが、合金コストを抑えるため、含有させる場合は０．１％以下とする。
【００４５】
Ｎ：０．００２５〜０．００７０％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素で、０．００２５％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、０．００７０％を超えると溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって靱性が著しく低下するため、０．００２５〜０．００７０％とする。
【００４６】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるため０．０００５％以上必要で、一方、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．０００５〜０．００３０％とする。
【００４７】
Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、フェライト粒を形成するように、０．０００５以上とする。一方、０．００２５％を超えて含有すると焼入れ性が増して靱性が劣化するため、０．０００５〜０．００２５％とする。
【００４８】
なお、上記以外の残部はＦｅおよび不可避不純物からなる。不可避不純物として、例えば、Ｏは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、０．００３％以下に低減するのが望ましい。また、発明の作用効果を害さない微量元素として、０．０５％以下のＶ、０．０５％以下のＣｒ、０．０５％以下のＭｏ、０．０２％以下のＭｇやＲＥＭ、０．０１％以下のＷを含有してもよい。
【００４９】
本発明に係る鋼は溶接構造用鋼としての強度（ＴＳ：６００ＭＰａ、ＹＳ：４５０ＭＰａ程度）が確保されれば良く、製造条件は特に規定しない。常法の厚板製造工程で製造可能である。
【００５０】
例えば、溶銑を転炉で精錬して鋼とした後、ＲＨ脱ガスを行い、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。
【００５１】
得られた鋼片を再加熱し、熱間圧延後放冷するか、あるいはまた、前記熱間圧延後に、加速冷却、直接焼入れ−焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再加熱焼準−焼戻しなどの工程で製造される。
【００５２】
本発明に係る溶接継手は、上記説明した鋼材を母材として溶接することにより得られる。この時の溶接条件は、１４００℃以上を到達温度として加熱し、前記到達温度から８００℃までを冷却速度：２℃／秒以上の熱サイクルを受ける溶接によるものであれば良く、溶接法、溶接条件は特に規定しない。具体的には、板厚５０ｍｍ以上の鋼板を３００ｋＪ／ｃｍ超え（さらに望ましくは５００ｋＪ／ｃｍ以下とする）の溶接入熱で溶接した場合であれば良く、さらに具体的には、１層１パス溶接とすればなお良い。
【００５３】
図２に、本発明に係る溶接継手の実施形態の一例として１層１パス大入熱溶接部のマクロ断面を説明する模式図を示す。ＨＡＺ２−５５は、ＨＡＺ３内で、溶接金属２とＨＡＺ３との境界（溶接ボンド部４）より、母材１側へ、２ｍｍ以上、５ｍｍ以下の領域とする。
【００５４】
図示した１層１パス大入熱溶接部は、１電極エレクトロガスアーク溶接法、３電極（４電極）サブマージアーク溶接法およびエレクトロスラグ溶接法を行うことで作製可能である。
【００５５】
１電極エレクトロガスアーク溶接法の場合には、板厚６５ｍｍでＧａｐ１０ｍｍとし入熱５００〜５５０ｋＪ／ｃｍ、板厚６０ｍｍ材で−Ｇａｐ８ｍｍ−入熱３５０〜４００ｋＪ／ｃｍの溶接条件とする。以下、本発明の作用効果を実施例に基づいて説明する。
【実施例１】
【００５６】
１５０ｋｇの高周波溶解炉にて、表１に示す組成の鋼（鋼種Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ）を溶製した。鋼種Ａ、Ｂは、熱間圧延により厚さ７０ｍｍのスラブとし、１１５０℃に２時間加熱後、板厚中心温度で８５０℃において３０ｍｍに仕上げた後、７℃／ｓの冷却速度で加速冷却し、その後、焼戻し処理（５００℃で１０分保持）を行って供試材とした。
【００５７】
鋼種Ｃ、Ｄは、熱間圧延により厚さ１４０ｍｍのスラブとし、１１５０℃に２時間加熱後、板厚中心温度で８５０℃において６０ｍｍに仕上げた後、７℃／ｓの冷却速度で加速冷却し、その後、焼戻し処理（５００℃で１０分保持）を行って供試材とした。これら供試材について再現溶接熱サイクルシャルピー試験を行い、ＨＡＺ組織の靭性を評価した。
【００５８】
再現溶接熱サイクルシャルピー試験では、到達温度から８００℃までの冷却速度を変化させた条件（試料Ｎｏ．１〜５）と、到達温度を変化させた条件（試料Ｎｏ．６〜８）の２種類の実験を行った。
【００５９】
試料Ｎｏ．１〜５は、到達温度を１３７０℃〜１４８０℃のいずれかとし、その後、前記到達温度から８００℃まで１０℃／秒で冷却し、その後、８００℃から５００℃まで３００秒で冷却し、その後さらに徐冷した。
【００６０】
試料Ｎｏ．６〜８は、到達温度を１４５０℃とし、その後、前記到達温度から８００℃まで１℃／秒、１０℃／秒および２０℃／秒のいずれかで冷却し、その後、８００℃から５００℃まで３００秒で冷却し、その後さらに徐冷した。
【００６１】
再現熱サイクルシャルピー試験は、再現熱サイクルを付与した試験片から２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を作製し、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーを測定した。試験本数は１０本とし、その平均値が１００Ｊ以上を、靭性合否における合格（○）、１００Ｊ未満を不合格（×）と判定した。
【００６２】
［Ｎ］固、［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮ、（［Ｎ］−［Ｎ］ＴｉＮ）×［Ｂ］を、以下の方法にて求めた。各試料の再現熱サイクル部から試料を採取し、１０％臭素−メタノール溶液でサンプルを溶解し、析出物の抽出を行い、ＩＣＰ質量分析法によってＢ，Ｔｉ量の測定を行い，ビスピラゾロン吸光光度法によりＮ量の測定を行い鋼中析出物を構成する元素をｍａｓｓ  ｐｐｍとして求めた。
【００６３】
得られた値より、［Ｎ］ＴｉＮ＝（１４／４７．８）×［Ｔｉ］ＴｉＮ、［Ｎ］ＢＮ＝（１４／１０．８）×［Ｂ］ＢＮ  の換算式で、［Ｎ］ＴｉＮ、［Ｎ］ＢＮを求め、それぞれの値を計算した。
【００６４】
表２に、再現熱サイクルシャルピー試験結果（ｖＥ−２０℃：１０本平均値）と抽出残渣の分析値から計算した上記それぞれの値を示す。  
【００６５】
本発明に係るＮの存在形態を満足する組織（以下、所定の組織）が得られる加熱条件は、鋼種Ｂでは試料Ｎｏ．２，３の、到達温度が１４２０℃以上、８００℃までの冷却速度が１０℃／秒の場合、鋼種Ｃでは試料Ｎｏ．４の、到達温度が１４８０℃、８００℃までの冷却速度が１０℃／秒の場合、鋼種Ａでは試料Ｎｏ．７，８の、到達温度が１４５０℃、８００℃までの冷却速度が１０℃／秒以上の場合で、いずれも本発明範囲内のものであり、所定の組織が得られる場合、何れもシャルピー吸収エネルギーは１００Ｊ以上であった。
【００６６】
しかし、本発明に該当する鋼材であっても、熱サイクルが到達温度１４００℃未満または冷却速度が２℃／秒未満であると、所定の組織が得られない（試料Ｎｏ．１と試料Ｎｏ．６）。つまり、溶接時には、所定の組織が得られる溶接条件を鋼材により選択する必要がある。
【００６７】
一方、試料Ｎｏ．５は鋼種Ｄで、Ｂ濃度が低く十分なＢＮの形成が行われなかったため、本発明範囲内の熱サイクル（最高到達温度が１４００℃で冷却速度が１０℃／秒）でも所定の組織が得られておらず、シャルピー吸収エネルギーも１００Ｊ未満であった。
【００６８】
【表１】
0005531514.tif 000002
【００６９】
【表２】
0005531514.tif 000003
【実施例２】
【００７０】
表１に示す組成の鋼のうち、鋼種ＣおよびＤについて、実施例１に準じて鋼板を製造し、以下に示す溶接条件のエレクトロガス溶接により実継手を作製し、溶接線（溶接ボンド部）から２ｍｍおよび５ｍｍの位置での靭性値を評価した。なお、当該溶接条件は、溶接ボンド部から母材側に２ｍｍおよび５ｍｍの位置において本発明に係る熱サイクルを付与する条件であり、熱サイクルは、熱電対をその先端が切欠き位置の中央となるように埋め込んで常法により測定した。
＜溶接条件＞
ａ）溶接方法…１電極エレクトロガスアーク溶接法
ｂ）溶接ワイヤー…フラックス入りワイヤ
ｃ）ＧＡＰ…１０ｍｍ
ｄ）開先…２０°
ｅ）溶接速度…２．４ｃｐｍ
ｆ）溶接入熱…４３０ｋＪ／ｃｍ
得られた継手の表層下２ｍｍより、切欠き位置が溶接線（溶接ボンド部）から溶接熱影響部側へ２ｍｍおよび５ｍｍとなるように２ｍｍＶノッチシャルピー試験片をそれぞれの切欠き位置で、左右合計で１０本作製し、試験温度−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー値の平均値を求めた。また、［Ｎ］固、［Ｎ］ＴｉＮ／［Ｎ］ＢＮ、（［Ｎ］−［Ｎ］ＴｉＮ）×［Ｂ］を実施例１に準じて求めた。
【００７１】
表３に、溶接熱サイクルと試験結果を示す。−２０℃での吸収エネルギー値の平均値が１００Ｊ以上を靭性合否における合格（○）、１００Ｊ未満を不合格（×）と判定した。
【００７２】
試料Ｎｏ．９，１０は鋼種Ｃによるもので、所定の組織を得られる熱サイクルが本発明範囲内のため、１００Ｊ以上の良好な吸収エネルギー値であったが、試料Ｎｏ．１１，１２は鋼種Ｄによるもので、付与した熱サイクルは本発明範囲内であるが、Ｎの存在形態が本発明の規定を満足せず、吸収エネルギー値が１００Ｊ未満であった。
【００７３】
【表３】
0005531514.tif 000004
【符号の説明】
【００７４】
１    母材
２    溶接金属
３    ＨＡＺ
４    溶接ボンド部
５    ＨＡＺ２−５
【図１】
0005531514.tif 000005
【図２】
0005531514.tif 000006